奥氏体系耐磨钢板

摘要

本发明的一方案所涉及的奥氏体系耐磨钢板具有规定的化学组成，C及Mn的以质量％计的含量满足‑13.75×C+16.5≤Mn≤‑20×C+30，在金属组织中，奥氏体的体积分率为40％以上且低于95％，上述奥氏体的平均粒径为40～300μm。

权利要求

1.一种奥氏体系耐磨钢板，其特征在于，化学组成以质量％计为：C：0.2～1.6％、

Si：0.01～2.00％、

Mn：2.5～30.0％、

P：0.050％以下、

S：0.0100％以下、

Cu：0～3.0％、

Ni：0～3.0％、

Co：0～3.0％、

Cr：0～5.0％、

Mo：0～2.0％、

W：0～2.0％、

Nb：0～0.30％、

V：0～0.30％、

Ti：0～0.30％、

Zr：0～0.30％、

Ta：0～0.30％、

B：0～0.300％、

Al：0.001～0.300％、N：0～1.000％、

O：0～0.0100％、

Mg：0～0.0100％、

Ca：0～0.0100％、

REM：0～0.0100％、

剩余部分：Fe及杂质，

在将C及Mn的以质量％计的含量分别表示为C及Mn时，满足-13.75×C+16.5≤Mn≤-20×C+30，金属组织以体积分率计为：

奥氏体：40％以上且低于95％，ε马氏体：0～60％，

α’马氏体：0～60％，

所述ε马氏体及所述α’马氏体的合计：5～60％，所述奥氏体的平均粒径为40～300μm。

2.根据权利要求1所述的奥氏体系耐磨钢板，其特征在于，所述化学组成满足下述式，-C+0.8×Si-0.2×Mn-90×(P+S)+1.5×(Cu+Ni+Co)+3.3×Cr+9×Mo+4.5×W+0.8×Al+6×N+1.5≥3.2所述式中的各元素符号表示各个元素的以质量％计的含量。

3.根据权利要求1或2所述的奥氏体系耐磨钢板，其特征在于，所述化学组成以质量％计为：O：0.0001～0.0100％，Mg含量、Ca含量及REM含量的合计：0.0001～0.0100％。

4.根据权利要求3所述的奥氏体系耐磨钢板，其特征在于，所述化学组成以质量％计为：S：0.0001～0.0050％，O及S的以质量％计的含量满足O/S≥1.0。

5.根据权利要求1或2所述的奥氏体系耐磨钢板，其特征在于，在将C及Mn的以质量％计的含量分别表示为C及Mn时，所述化学组成满足：-6.5×C+16.5≤Mn≤-20×C+30。

6.根据权利要求3所述的奥氏体系耐磨钢板，其特征在于，在将C及Mn的以质量％计的含量分别表示为C及Mn时，所述化学组成满足：-6.5×C+16.5≤Mn≤-20×C+30。

7.根据权利要求4所述的奥氏体系耐磨钢板，其特征在于，在将C及Mn的以质量％计的含量分别表示为C及Mn时，所述化学组成满足：-6.5×C+16.5≤Mn≤-20×C+30。

8.根据权利要求1或2所述的奥氏体系耐磨钢板，其特征在于，所述化学组成以质量％计为：Cu：0～0.2％。

9.根据权利要求3所述的奥氏体系耐磨钢板，其特征在于，所述化学组成以质量％计为：Cu：0～0.2％。

10.根据权利要求4所述的奥氏体系耐磨钢板，其特征在于，所述化学组成以质量％计为：Cu：0～0.2％。

11.根据权利要求5所述的奥氏体系耐磨钢板，其特征在于，所述化学组成以质量％计为：Cu：0～0.2％。

12.根据权利要求6所述的奥氏体系耐磨钢板，其特征在于，所述化学组成以质量％计为：Cu：0～0.2％。

13.根据权利要求7所述的奥氏体系耐磨钢板，其特征在于，所述化学组成以质量％计为：Cu：0～0.2％。

说明书

奥氏体系耐磨钢板

技术领域

[0001] 本发明涉及耐磨构件中使用的奥氏体系耐磨钢板。

背景技术

[0002] 以往的耐磨构件用途的钢板通过将专利文献1等中公开的那样的含有0.1～0.3％左右的C的钢进行淬火而将金属组织制成马氏体来制造。那样的钢板的维氏硬度显著地高达400～600Hv左右，耐磨性优异。但是，马氏体组织由于非常硬，所以弯曲加工性或韧性差。另外，以往的耐磨构件用途的钢板为了增加硬度而含有许多C，但若含有0.2％以上的C则有可能产生焊接裂纹。

[0003] 另一方面，作为兼具耐磨性和延展性的原材料，使用高Mn铸钢。高Mn铸钢由于基体为奥氏体，所以延展性或韧性良好。但是，高Mn铸钢具有下述特性：若因岩石的碰撞等而表面部受到塑性变形，则根据变形孪晶或条件而产生加工诱发马氏体相变，仅表面部的硬度显著变高。因此，高Mn铸钢由于即使冲击面(表面部)的耐磨性提高，中心部也保持奥氏体的状态，所以能够以延展性或韧性优异的状态保持。

[0004] 作为高Mn铸钢，提出了许多JIS G 5131中规定的钢、或通过提高C含量或Mn含量而谋求了机械性质及耐磨性的提高的奥氏体系耐磨钢(参照专利文献2～8等)。

[0005] 就这些高Mn铸钢而言，为了改善耐磨性，大多情况含有多达1％以上的C含量。就C含量为1％以上的钢而言，即使是延展性或韧性优异的奥氏体，也由于析出许多碳化物等原因，有时延展性或韧性降低。另外，若出于改善延展性或韧性的目的而过度地减少C含量，则为了将奥氏体稳定化而需要添加大量的Mn，存在合金成本变得过大这样的缺点。

[0006] 在专利文献9中，作为避免添加大量的Mn或C的方法，主要提出了利用加工诱发马氏体的高Mn铸钢的制造方法。提高上述的高C、高Mn的奥氏体系耐磨钢的耐磨性的主要机理是通过在岩石等的碰撞时导入钢材表面部的强加工而产生奥氏体的孪晶变形，从而在钢材表面部产生显著的加工硬化。专利文献9中记载的方法是通过利用钢材表面部的强加工主要使奥氏体相变为高碳的马氏体，从而提高钢的耐磨性。已知包含许多碳的马氏体其硬度与C量成比例地增加，是非常硬的组织。因此，根据专利文献9中记载的方法，与奥氏体系耐磨钢相比能够减少C量。另外，在专利文献9中记载的方法中，由于越是奥氏体系耐磨钢越没有必要将奥氏体稳定化，所以还能够减少Mn量。

[0007] 然而，专利文献9需要包含以下工序的复杂并且长时间的热处理：实施850～1200℃下的0.5～3小时的均质化处理的工序；冷却至500～700℃的工序；实施3～24小时的珠光体化处理的工序；接着实施再次加热至850～1200℃的奥氏体化处理的工序；之后，实施水冷的工序。

[0008] 现有技术文献

[0009] 专利文献

[0010] 专利文献1：日本特开2014-194042号公报

[0011] 专利文献2：日本特公昭57-17937号公报

[0012] 专利文献3：日本特公昭63-8181号公报

[0013] 专利文献4：日本特公平1-14303号公报

[0014] 专利文献5：日本特公平2-15623号公报

[0015] 专利文献6：日本特开昭60-56056号公报

[0016] 专利文献7：日本特开昭62-139855号公报

[0017] 专利文献8：日本特开平1-142058号公报

[0018] 专利文献9：日本特开平11-61339号公报

发明内容

[0019] 发明所要解决的课题

[0020] 本发明鉴于这样的实情，目的是提供耐磨性及强度以及与它们相反的韧性及延展性优异的奥氏体系耐磨钢板。

[0021] 用于解决课题的手段

[0022] 为了提高奥氏体系耐磨钢板的耐磨性或强度，优选使奥氏体中含有许多硬质的α’马氏体或ε马氏体。但是，若过量地含有α’马氏体或ε马氏体，则有时奥氏体系耐磨钢板的韧性或延展性劣化。为了得到奥氏体系耐磨钢板的耐磨性及强度以及韧性及延展性，需要在使用奥氏体系耐磨钢板的温度下为奥氏体相主体的组织。进而，优选制成使钢中含有α’马氏体或ε马氏体并且不过量地包含这些组织的组织。为了实现这样的组织，需要调整钢的化学组成并且将奥氏体的稳定性控制为适合的程度。

[0023] 为了进一步改善奥氏体系耐磨钢板的耐磨性，需要将C含量提高至1％前后，通过由岩石的碰撞等引起的塑性变形而产生孪晶变形，使钢板表面部中产生显著的加工硬化；或者通过利用加工诱发马氏体相变而生成硬质的马氏体，从而使钢板表面部的硬度显著上升。由于含有大量的碳的马氏体的硬度高，所以使钢板表面部中产生加工诱发马氏体相变会显著提高奥氏体系耐磨钢板的耐磨性。从这样的观点出发，即使奥氏体系耐磨钢板的组织在制造时为以奥氏体作为主体的组织，也需要控制奥氏体的稳定性，使得在岩石等碰撞时等发生加工诱发马氏体相变。为了该目的，控制C和Mn的含量。

[0024] 为了改善钢板的韧性，奥氏体的晶粒(以下，有时简记为“晶粒”)的微细化极为有效，可以通过热轧来达成微细化。晶粒的微细化具有由Hall-Petch的关系等所知的那样的与“结晶粒径的-1/2次方”成比例的韧性的提高效果。但是，过量的微细化具有通过增加奥氏体晶界中生成的碳化物的核生成位点而增加晶界的碳化物的析出量的缺点。晶界的碳化物非常硬，若析出量增加则钢的韧性或延展性降低。本发明者们发现，通过按照谋求晶粒的微细化并且不会过量地变小的方式进行控制，能够提高钢板的韧性或延展性。

[0025] 如以上描述的那样，本发明通过适当地控制钢板的化学组成及利用热轧来谋求钢板的晶粒的微细化，从而提供以下的奥氏体系耐磨钢板。

[0026] [1]本发明的一方案的奥氏体系耐磨钢板的化学组成以质量％计为：

[0027] C：0.2～1.6％、

[0028] Si：0.01～2.00％、

[0029] Mn：2.5～30.0％、

[0030] P：0.050％以下、

[0031] S：0.0100％以下、

[0032] Cu：0～3.0％、

[0033] Ni：0～3.0％、

[0034] Co：0～3.0％、

[0035] Cr：0～5.0％、

[0036] Mo：0～2.0％、

[0037] W：0～2.0％、

[0038] Nb：0～0.30％、

[0039] V：0～0.30％、

[0040] Ti：0～0.30％、

[0041] Zr：0～0.30％、

[0042] Ta：0～0.30％、

[0043] B：0～0.300％、

[0044] Al：0.001～0.300％、

[0045] N：0～1.000％、

[0046] O：0～0.0100％、

[0047] Mg：0～0.0100％、

[0048] Ca：0～0.0100％、

[0049] REM：0～0.0100％、

[0050] 剩余部分：Fe及杂质，

[0051] 在将上述C及上述Mn的以质量％计的含量分别表示为C及Mn时，满足-13.75×C+16.5≤Mn≤-20×C+30，

[0052] 金属组织以体积分率计为：

[0053] 奥氏体：40％以上且低于95％，

[0054] 上述奥氏体的平均粒径为40～300μm。

[0055] [2]根据上述[1]所述的奥氏体系耐磨钢板，其中，化学组成也可以满足下述式。

[0056] -C+0.8×Si-0.2×Mn-90×(P+S)+1.5×(Cu+Ni+Co)+3.3×Cr+9×Mo+4.5×W+0.8×Al+6×N+1.5≥3.2

[0057] 上述式中的各元素符号表示各个元素的以质量％计的含量。

[0058] [3]根据上述[1]或[2]所述的奥氏体系耐磨钢板，其中，上述金属组织以体积分率计也可以为：ε马氏体：0～60％、α’马氏体：0～60％、上述ε马氏体及上述α’马氏体的合计：5～60％。

[0059] [4]根据上述[1]～[3]中任一项所述的奥氏体系耐磨钢板，其中，上述化学组成以质量％计也可以为：O：0.0001～0.0100％、Mg含量、Ca含量及REM含量的合计：0.0001～0.0100％。

[0060] [5]根据上述[4]所述的奥氏体系耐磨钢板，其中，上述化学组成以质量％计也可以为：S：0.0001～0.0050％，O及S的以质量％计的含量满足O/S≥1.0。

[0061] [6]根据上述[1]～[5]中任一项所述的奥氏体系耐磨钢板，其中，在将C及Mn的以质量％计的含量分别表示为C及Mn时，上述化学组成也可以满足：-6.5×C+16.5≤Mn≤-20×C+30。

[0062] [7]根据上述[1]～[6]中任一项所述的奥氏体系耐磨钢板，上述化学组成以质量％计也可以为：Cu：0～0.2％。

[0063] 发明效果

[0064] 根据本发明的上述方案，能够提供耐磨性及强度以及与它们相反的韧性及延展性优异的奥氏体系耐磨钢板(以下，简称为“钢板”)。具体而言，根据本发明的上述方案，通过适当地控制化学组成及利用热轧而适当地控制金属组织、谋求钢板的晶粒的微细化，能够提供耐磨性及强度以及韧性及延展性优异的钢板。本发明的钢板能够以板厚3mm左右～200mm左右的各种板厚制造成宽度为5m左右、长度为50m左右。因此，本发明的钢板并不限于破碎机用内衬等参与冲击的比较小型的耐磨构件，也可以用作极大型的建设机械用构件及耐磨结构构件。另外，根据本发明的钢板，还能够制造具有与本发明的钢板同样的特性的钢管、型钢。进而，根据本发明的优选方案，由于可以利用氧硫化物来抑制焊接部中的晶粒的粗大化，所以能够提供焊接部的韧性也优异的钢板。

具体实施方式

[0065] 以下，对本实施方式的奥氏体系耐磨钢板进行详细说明。需要说明的是，在本实施方式中，将上述那样的高硬度的以奥氏体作为主体的组织或利用了该奥氏体组织的马氏体相变的钢板定义为奥氏体系耐磨钢。具体而言，将奥氏体的体积分率为40％以上且低于95％的钢板定义为奥氏体系耐磨钢板。

[0066] 首先，对本实施方式的奥氏体系耐磨钢板中包含的各成分的限定理由进行说明。需要说明的是，关于元素的含量的“％”只要没有特别说明，则是指“质量％”。

[0067] [C：0.2～1.6％]

[0068] C将奥氏体稳定化并改善耐磨性。为了改善钢板的耐磨性，C含量必须为0.2％以上。在需要特别高的耐磨性的情况下，C含量优选为0.3％以上、0.5％以上、0.6％以上或0.7％以上。另一方面，若C含量超过1.6％，则由于在钢中粗大且大量地生成碳化物而无法在钢板中得到高韧性。因而，C含量设定为1.6％以下。C含量更优选设定为1.4％以下或
1.2％以下。为了进一步提高韧性，C含量也可以为1.0％以下或0.8％以下。

[0069] [Si：0.01～2.00％]

[0070] Si通常为脱氧元素，有时也为固溶强化元素，但具有抑制Cr或Fe的碳化物的生成的效果。本发明者们对抑制碳化物的生成的元素进行各种研究，发现通过含有规定量的Si，可抑制碳化物的生成。具体而言，本发明者们发现，通过将Si含量设定为0.01～2.00％，可抑制碳化物的生成。Si含量低于0.01％时，得不到抑制碳化物的生成的效果。另一方面，Si含量超过2.00％时，有时在钢中产生粗大的夹杂物，引起钢板的延展性及韧性的劣化。Si含量优选设定为0.10％以上或0.30％以上。另外，Si含量优选设定为1.50％以下或1.00％以下。

[0071] [Mn：2.5～30.0％、-13.75×C+16.5≤Mn≤-20×C+30]

[0072] Mn与C一起是使奥氏体稳定化的元素。Mn含量设定为2.5～30.0％。为了提高奥氏体稳定化，Mn含量优选设定为5.0％以上、10.0％以上、12.0％以上或15.0％以上。Mn含量优选设定为25.0％以下、20.0％以下或18.0％以下。

[0073] 从奥氏体稳定化的观点出发，Mn含量在与C含量的关系中设定为-13.75×C+16.5(％)～-20×C+30(％)(即，-13.75×C+16.5≤Mn≤-20×C+30)。这是由于，若Mn含量在与C含量的关系中低于-13.75×C+16.5(％)，则奥氏体的体积分率变得低于40％。另外，若Mn含量在与C含量的关系中变得超过-20×C+30(％)，则奥氏体的体积分率变得超过95％。

[0074] 为了进一步良好地保持延展性或韧性，Mn含量在与C含量的关系中优选设定为-6.5×C+16.5(％)～-20×C+30(％)(即-6.5×C+16.5≤Mn≤-20C+30)。通过将Mn含量与C含量的关系控制在上述范围，由于能够减少钢板组织中包含的马氏体、特别是α’马氏体的体积分率，所以能够显著地改善钢板的延展性及韧性。由于与奥氏体的稳定化有关的C的影响非常大，所以在本实施方式的钢板中，上述的Mn含量与C含量的关系特别重要。

[0075] [P：0.050％以下]

[0076] P由于在晶界中偏析、降低钢板的延展性或韧性，所以优选尽可能减少。因此，将P含量设定为0.050％以下。P含量优选设定为0.030％以下或0.020％以下。P一般在钢水制造时从废料等中作为杂质而混入，但没有必要特别限制下限，其下限为0％。但是，若过量地减少P含量，则有时制造成本上升。因此，也可以将P含量的下限设定为0.001％以上或0.002％以上。

[0077] [S：0.0100％以下]

[0078] S为杂质，若过量地含有则在晶界中偏析或生成粗大的MnS，使钢板的延展性或韧性降低。因此，将S含量设定为0.0100％以下。S含量优选设定为0.0060％以下、0.0040％以下或0.0020％以下。S含量的下限为0％。如后述的那样，S具有下述效果：通过与O、以及Mg、Ca和/或REM(稀土类金属：Rare-Earth Metal)在钢中生成微细的氧硫化物，从而抑制奥氏体的晶粒的生长，提高钢板的韧性、特别是焊接热影响区(HAZ：Heat-Affected Zone)的韧性。为了得到上述效果，也可以将S含量设定为0.0001％以上、0.0005％以上或0.0010％以上。需要说明的是，在本实施方式中，“氧硫化物”不仅包含含有O及S这两者的化合物，而且还包含氧化物及硫化物。

[0079] 本实施方式的钢板除了上述的必须元素以外，也可以进一步选择性地含有下述所示的Cu、Ni、Co、Cr、Mo、W、Nb、V、Ti、Zr、Ta、B、N、O、Mg、Ca及REM中的1种或2种以上。这些元素的含有不是必须的，这些全部元素的含量的下限为0％。需要说明的是，后述的Al不是任意元素，是必须元素。

[0080] [Cu：0～3.0％、Ni：0～3.0％、Co：0～3.0％]

[0081] Cu、Ni及Co使钢板的韧性提高、并且使奥氏体稳定化。但是，即使是Cu、Ni、Co中的1种若其含量超过3.0％，则提高钢板的韧性的效果也饱和，成本也增加。因此，在含有这些元素的情况下，将各元素的含量分别设定为3.0％以下。Cu含量、Ni含量及Co含量分别优选设定为2.0％以下、1.0％以下、0.5％以下或0.3％以下。特别是关于Cu含量，更优选设定为0.2％以下。为了奥氏体稳定化，Cu含量也可以设定为0.02％以上、0.05％以上或0.1％以上，Ni含量及Co含量也可以分别设定为0.02％以上、0.05％以上、0.1％以上或0.2％以上。

[0082] [Cr：0～5.0％]

[0083] Cr使钢的加工硬化特性提高。若Cr含量超过5.0％，则促进晶界碳化物的析出，使钢板的韧性降低。因此，Cr含量设定为5.0％以下。Cr含量优选设定为2.5％以下或1.5％以下。为了提高加工硬化特性，Cr含量也可以设定为0.05％以上或0.1％以上。

[0084] [Mo：0～2.0％、W：0～2.0％]

[0085] Mo和W将钢强化，降低奥氏体相中的C的活量，抑制在奥氏体晶界中析出的Cr或Fe的碳化物的析出，改善钢板的韧性或延展性。但是，即使过量地含有，上述效果也饱和，另一方面，成本增加。因此，Mo含量及W含量分别设定为2.0％以下。优选Mo含量及W含量分别设定为1.0％以下、0.5％以下或0.1％以下。为了可靠地得到上述效果，Mo含量及W含量也可以分别设定为0.01％以上、0.05％以上或0.1％以上。

[0086] [Nb：0～0.30％、V：0～0.30％、Ti：0～0.30％、Zr：0～0.30％、Ta：0～0.30％][0087] Nb、V、Ti、Zr及Ta在钢中生成碳氮化物等析出物。这些析出物通过在钢的凝固时抑制晶粒的粗大化而提高钢的韧性。另外，上述元素会降低奥氏体中的C或N的活量，抑制渗碳体或石墨等碳化物的生成。进而，上述元素通过固溶强化或析出强化而使钢强化。

[0088] 即使是Nb含量、V含量、Ti含量、Zr含量及Ta含量中的1种若其含量超过0.30％，则析出物也显著粗大化，有时钢板的延展性或韧性降低。因此，Nb含量、V含量、Ti含量、Zr含量及Ta含量分别设定为0.30％以下，更优选设定为0.20％以下、0.10％以下或0.01％以下。进而，更进一步优选将Nb含量、V含量、Ti含量、Zr含量及Ta含量的合计设定为0.30％以下或0.20％以下。为了钢的韧性提高和高强度化，Nb含量及V含量也可以分别设定为0.005％以上、0.01％以上或0.02％以上。由于同样的理由，Ti含量、Zr含量及Ta含量也可以分别设定为0.001％以上或0.01％以上。

[0089] [B：0～0.300％]

[0090] B通过在奥氏体晶界中偏析而抑制晶界破裂，提高钢板的耐力或延展性。但是，若B含量超过0.300％，则有时钢板的韧性劣化。因而，B含量设定为0.300％以下。B含量优选设定为0.250％以下。为了抑制晶界破裂，也可以将B含量设定为0.0002％以上或0.001％以上。

[0091] [Al：0.001～0.300％]

[0092] Al为脱氧元素，为固溶强化元素，但与Si同样地抑制Cr或Fe碳化物的生成。本发明者们对抑制碳化物的生成的元素进行了各种研究，结果发现，若Al含量变成规定量以上，则可抑制碳化物的生成。具体而言，本发明者们发现，通过将Al含量设定为0.001～0.300％，可抑制碳化物的生成。Al含量低于0.001％时，得不到抑制碳化物的生成的效果。另一方面，Al含量超过0.300％时，有时产生粗大的夹杂物，引起钢板的延展性及韧性的劣化。Al含量优选设定为0.003％以上或0.005％以上。另外，Al含量优选设定为0.250％以下或0.200％以下。

[0093] [N：0～1.000％]

[0094] N是对于奥氏体的稳定化及钢板的耐力提高有效的元素。N作为奥氏体稳定化的元素，具有与C同等的效果。N不会因晶界析出而造成韧性劣化等不良影响，使极低温下的强度上升的效果大于C。另外，N具有通过与氮化物形成元素共存而使微细的氮化物分散于钢中的效果。若N含量超过1.000％，则有时钢板的韧性显著劣化。因此，N含量设定为1.000％以下。N含量更优选设定为0.300％以下、0.100％以下或0.030％以下。N有时也作为杂质而混入一定量，但为了上述的高强度化等，也可以将N含量设定为0.003％以上。N含量更优选设定为0.005％以上、0.007％以上或0.010％以上。

[0095] [O：0～0.0100％]

[0096] O有时作为杂质而在钢中混入一定量，但具有由HAZ中的晶粒的微细化而带来的高韧性化的效果。另一方面，若O含量超过0.0100％，则通过氧化物的粗大化或在晶界中的偏析，有时HAZ中的延展性或韧性反而降低。因此，O含量设定为0.0100％以下。O含量更优选设定为0.0070％以下或0.0050％以下。为了高韧性化，也可以将O含量设定为0.0001％以上或0.0010％以上。

[0097] [Mg：0～0.0100％、Ca：0～0.0100％、REM：0～0.0100％]

[0098] Mg、Ca及REM在高Mn钢中大量地生成，抑制显著降低钢板的延展性或韧性的MnS的生成。另一方面，若这些元素的含量变得过量，则在钢中大量地产生粗大的夹杂物，引起钢板的延展性及韧性的劣化。因此，Mg含量、Ca含量及REM含量分别设定为0.0100％以下。Mg含量、Ca含量及REM含量分别更优选设定为0.0070％以下或0.0050％以下。为了抑制MnS的生成，Mg含量、Ca含量及REM含量也可以分别设定为0.0001％以上。Mg含量、Ca含量及REM含量也可以分别设定为0.0010％以上或0.0020％以上。

[0099] 需要说明的是，REM(稀土类金属元素)是指包含Sc、Y及镧系元素的合计17种元素。REM的含量是指这些17种元素的含量的合计。

[0100] [O：0.0001～0.0100％、以及Mg含量、Ca含量及REM含量的合计：0.0001～0.0100％]

[0101] 由于后述的理由，优选除了将O含量设定为0.0001～0.0100％以外，还将Mg含量、Ca含量及REM含量的合计设定为0.0001～0.0100％。即，优选将Mg、Ca及REM中的至少1种元素的含量设定为0.0001～0.0100％。此时，将O含量设定为0.0002％以上，也可以设定为0.0050％以下。也可以将Mg含量、Ca含量及REM含量的合计设定为0.0003％以上、0.0005％以上或0.0010％以上，也可以设定为0.0050％以下或0.0040％以下。

[0102] 将O含量设定为0.0001％以上、将Mg含量、Ca含量及REM含量的合计设定为0.0001～0.0100％的理由是为了在钢中生成Mg、Ca和/或REM的氧化物，在钢板的HAZ中防止晶粒的粗大化。通过由上述氧化物带来的晶粒生长的钉扎效应而得到的HAZ的奥氏体的结晶粒径若是标准的焊接条件，则成为几十μm～300μm，不会超过300μm(但是，钢板(母材)的奥氏体的结晶粒径超过300μm的情况除外)。像这样，为了包含HAZ在内将钢板的奥氏体的结晶粒径控制为300μm以下，优选含有上述元素(O、Mg、Ca及REM)。

[0103] [S：0.0001～0.0050％、O/S≥1.0]

[0104] S由于与O、以及Mg、Ca和/或REM生成氧硫化物，所以是对晶粒的微细化有效的元素。因此，在钢中与O、以及Mg、Ca和/或REM同时含有S的情况下，为了得到由HAZ中的晶粒的微细化带来的高韧性化的效果，S含量优选设定为0.0001％以上。另外，在钢中与O、以及Mg、Ca和/或REM同时含有S的情况下，为了得到更优异的钢板的延展性或韧性，S含量优选设定为0.0050％以下。

[0105] 在钢中与O、以及Mg、Ca和/或REM同时含有S的情况下，通过使S含量及O含量满足O/S≥1.0的关系，从而在HAZ中，能够显著地发挥由晶粒的微细化带来的高韧性化的效果。硫化物由于相对于氧化物热不稳定，所以若析出粒子中的S的比率提高，则有时无法在高温下确保稳定的钉扎粒子。于是，优选将O含量设定为0.0001～0.0100％，将Mg含量、Ca含量及REM含量的合计设定为0.0001～0.0100％，在钢中含有S的情况下，将S含量设定为0.0001～0.0050％，进一步将O含量及S含量设定为O/S≥1.0。优选设定为O/S≥1.5或O/S≥2.0。通过使O含量及S含量满足上述的条件，从而钢中的氧硫化物的析出状态变得更加优选，能够显著地发挥晶粒的微细化效果。通过上述效果，若将钢板的奥氏体的平均粒径设定为低于150μm，若是标准的焊接条件，则能够将HAZ中的奥氏体的平均粒径设定为150μm以下。需要说明的是，没有必要特别规定O/S的上限，但也可以设定为200.0以下、100.0以下或10.0以下。

[0106] 在本实施方式的钢板中，上述成分以外的剩余部分包含Fe及杂质。在本实施方式中所谓杂质是指在工业上制造钢板时以矿石或废料等那样的原料为代表的通过制造工序的各种原因而混入的成分，是在不对本实施方式的钢板的特性造成不良影响的范围内被容许的成分。

[0107] [-C+0.8×Si-0.2×Mn-90×(P+S)+1.5×(Cu+Ni+Co)+3.3×Cr+9×Mo+4.5×W+0.8×Al+6×N+1.5≥3.2]

[0108] 本发明者们得到以下认识：若-C+0.8×Si-0.2×Mn-90×(P+S)+1.5×(Cu+Ni+Co)+3.3×Cr+9×Mo+4.5×W+0.8×Al+6×N+1.5所表示的CIP值为3.2以上，则能够提高钢板的耐蚀性。另外，本发明者们得到以下认识：通过耐蚀性的提高，还能够提高因在腐蚀环境即盐水中混入沙砾等浆料而得到的物质等而引起的腐蚀磨损性。CIP值的上限没有特别限定，例如也可以设定为65.0以下、50.0以下、40.0以下、30.0以下或15.0以下。

[0109] CIP值越大，越能够提高钢板的耐蚀性及腐蚀磨损性，但在CIP值低于3.2的情况下，钢板的耐蚀性及腐蚀磨损性没有显著地提高。

[0110] 需要说明的是，上述式中的上述C、上述Si、上述Mn、上述P、上述S、上述Cu、上述Ni、上述Co、上述Cr、上述Mo、上述W、上述Al及上述N表示以质量％计的各个元素的含量。在不包含该元素的情况下，代入0。

[0111] [奥氏体的体积分率：40％以上且低于95％]

[0112] 本实施方式的钢板是利用了加工诱发马氏体相变的奥氏体系耐磨钢板，需要规定量的奥氏体组织。本实施方式的钢板将钢板中的奥氏体的体积分率设定为40％以上且低于95％。根据需要，也可以将奥氏体的体积分率设定为90％以下、85％以下或80％以下。另外，为了确保钢板的耐磨性，将奥氏体的体积分率设定为40％以上。优选将奥氏体的体积分率设定为45％以上、50％以上、55％以上或60％以上。

[0113] [ε马氏体及α’马氏体的体积分率：合计为5～60％、ε马氏体的体积分率：0～60％、α’马氏体的体积分率：0～60％]

[0114] 本实施方式的钢板通过含有规定量的ε马氏体及α’马氏体，能够更容易地得到所期望的硬度或强度，所以优选。优选将ε马氏体及α’马氏体的体积分率合计设定为5％以上、10％以上或15％以上。另外，为了得到钢板的延展性及韧性，优选将ε马氏体及α’马氏体的体积分率的合计设定为60％以下。另外，ε马氏体及α’马氏体的体积分率更优选合计设定为
55％以下、50％以下、45％以下、40％以下。

[0115] 本实施方式的钢板的金属组织优选包含奥氏体、ε马氏体及α’马氏体。需要说明的是，若利用X射线衍射进行组织分析，则有时得到暗示渗碳体等铁系碳氮化物、铁以外的金属元素的碳氮化物、Ti、Mg、Ca及REM等氧硫化物、以及其他的夹杂物等析出物及夹杂物的微量(例如低于1％)的存在的测定结果。然而，在通常的光学显微镜观察中，它们几乎不被观察到，或者即使被观察到，也微细地分散在奥氏体、ε马氏体或α’马氏体的各组织中或各组织的边界等中。因此，它们不被视为所谓的钢板的基底(基体)的金属组织。

[0116] 奥氏体、ε马氏体及α’马氏体的体积分率通过以下的方法而求出。

[0117] 从钢板的板厚中央部(距离钢板表面为1/2T深度(T为板厚))中切取试样。将该试样的与板厚方向及轧制方向平行的面设定为观察面，将观察面通过抛光等而精加工成镜面后，通过电解研磨或化学研磨除去应变。

[0118] 相对于上述观察面，使用X射线衍射装置，由面心立方结构(fcc结构)的奥氏体的(311)(200)(220)面的积分强度的平均值、稠密六方格子结构(hcp结构)的ε马氏体的(010)(011)(012)面的积分强度的平均值和体心立方结构(bcc结构)的α’马氏体的(220)(200)(211)面的积分强度的平均值，得到奥氏体、ε马氏体及α’马氏体的体积分率。

[0119] 但是，在C含量为0.5％以上的情况下，α’马氏体成为体心正方结构(bct结构)，在X射线衍射测定中得到的衍射峰有时由于晶体结构的各向异性而成为双峰。在这样的情况下，由各个峰的积分强度的合计得到α’马氏体的体积分率。

[0120] 在C含量低于0.5％的情况下，由于α’马氏体的体心正方格子的a/c比接近1，所以α’马氏体的体心立方结构(bcc结构)与体心正方结构(bct结构)的X射线衍射的峰几乎无法分离。因此，由体心立方结构(bcc结构)的(220)(200)(211)面的积分强度的平均值，得到α’马氏体的体积分率。即使C含量低于0.5％，在能够将上述峰分离的情况下，也由各个积分强度的合计求出α’马氏体的体积分率。

[0121] [奥氏体的平均粒径：40～300μm]

[0122] 首先，对高C及高Mn的奥氏体钢的韧性的降低机理进行说明。在本实施方式的钢板中，由于C含量及Mn含量高，所以不仅奥氏体晶界，在晶内也生成许多的铁碳化物。这些碳化物由于与铁母相相比为硬质，所以在受到外力时提高碳化物周围的应力集中。由此，在碳化物间或碳化物周围产生龟裂，成为引起断裂的原因。在受到外力时，奥氏体的结晶粒径越小，则使钢达到断裂的应力集中越降低。但是，过量的微细化存在增加在奥氏体晶界中生成的碳化物的核生成位点、增加碳氮化物的析出量的缺点。晶界的碳化物非常硬，若析出量增加则钢的韧性或延展性降低。本发明者们发现，通过结晶粒径的最优化，能够提高钢板的韧性或延展性。

[0123] 在本实施方式中，抑制碳化物的生成，并且基本上通过奥氏体的微细化，钢板的韧性提高。本实施方式的钢板如上所述以体积分率计包含40％以上且低于95％的奥氏体。另外，本实施方式的钢板由于通过热轧来制造，所以如后面详细说明的那样，钢板中的奥氏体通过该热轧而被微细化，具有优异的韧性。

[0124] 奥氏体晶界由于也为碳化物的核生成位点，所以若奥氏体被过度地微细化，则会促进碳化物的生成。若过量地生成碳化物，则有时钢板的韧性劣化。从这样的观点出发，钢板中的奥氏体的平均粒径设定为40μm以上。钢板中的奥氏体的平均粒径优选设定为50μm以上、75μm以上或100μm以上。另一方面，若奥氏体的平均粒径超过300μm，则无法在-40℃左右的低温下确保充分的韧性。因此，将钢板中的奥氏体的平均粒径设定为300μm以下。钢板中的奥氏体的平均粒径优选设定为250μm以下或200μm以下。需要说明的是，上述奥氏体的平均粒径的上下限值是可以通过本实施方式的热轧、利用氧硫化物等的钉扎效应来达成的值。

[0125] 根据本实施方式的钢板，例如即使是通过焊接而被暴露于高温的情况下，也能够减小HAZ中的奥氏体的平均粒径。例如在板厚为20mm以上的钢板的情况下，即使是对该钢板进行焊接线能量为1.7kJ/mm的被覆电弧焊(SMAW：Shielded Metal Arc Welding)的情况下，也能够将板厚中央部处的FL(熔融线)附近的HAZ的奥氏体的平均粒径维持在40～300μm的范围。进而，虽然也因钢板(母材)的奥氏体的平均粒径而异，但如上述那样，通过在含有Mg、Ca和/或REM的基础上，进一步将钢板中的O与S的质量比设定为O/S≥1.0，能够将上述焊接后的FL附近的HAZ中的奥氏体的平均粒径维持在150μm以下或40～150μm的范围。其结果是，能够提高对本实施方式的钢板进行焊接而得到的焊接接头的韧性。另外，在对本实施方式的钢板进行焊接时，可以使用增大焊接线能量等高效的焊接方法。

[0126] 以下，对本实施方式中的奥氏体的平均粒径的测定方法进行说明。首先，从钢板的板厚中央部(距离钢板表面为1/2T深度(T为板厚))中切取试样。将钢板的与轧制方向及板厚方向平行的截面设定为观察面，通过氧化铝研磨等而制成镜面后，利用硝酸乙醇溶液或苦味醇溶液进行腐蚀。通过将腐蚀后的观察面的金属组织利用光学显微镜或电子显微镜等放大而进行观察，得到奥氏体的平均粒径。更具体而言，在上述观察面中，将1mm×1mm以上的视野放大至倍率100倍左右，通过JIS Z0551：2013的附属书C.2的利用直线试验线的切断方法，求出在观察视野中观察到的奥氏体的每1个晶粒的平均切片长度，通过将其设定为平均粒径，得到奥氏体的平均粒径。

[0127] 以下对上述的奥氏体的平均粒径的达成手段进行描述。本实施方式由于涉及钢板，所以对于钢板(母材)中的奥氏体的结晶粒径的微细化，可以利用由热轧产生的再结晶。再结晶后的奥氏体的平均粒径例如以下述(1)式表示。下述(1)式中的Drex为再结晶后的奥氏体的平均粒径，D0为再结晶前的奥氏体的平均粒径，ε为由热轧引起的塑性应变，p及q为正的常数，r为负的常数。

[0128] Drex＝p×D0q×εr   (1)

[0129] 根据上述(1)式，能够尽可能增大热轧时的塑性应变，若进行数次的轧制，则能够得到具有规定的结晶粒径的奥氏体。例如，在p＝5、q＝0.3、r＝-0.75、初期粒径即再结晶前的奥氏体的平均粒径为600μm的情况下，为了将再结晶后的奥氏体的平均粒径设定为300μm以下，需要将热轧时的塑性应变设定为0.056以上。在同样的条件下，为了将再结晶后的奥氏体的平均粒径设定为100μm以下，需要将热轧时的塑性应变设定为0.25以上。另外，在同样的条件下，为了将再结晶后的奥氏体的平均粒径维持在20μm以上，热轧时的塑性应变只要设定为2.1以下即可。像这样，用于得到具有规定的结晶粒径的奥氏体的通过上述(1)式算出的热轧时的塑性应变是标准，需要实际考虑再结晶后的奥氏体的晶粒生长或多道次轧制的效果来进行微调。

[0130] 本发明者们通过包含上述的迄今为止的研究，确认通过以下所示的制造方法能够制造本实施方式的钢板。

[0131] (1)熔炼、板坯制造工序

[0132] 熔炼及板坯制造工序没有必要特别限定。即，紧接着利用转炉或电炉等的熔炼，进行各种2次精炼而按照成为上述的化学组成的方式进行调整。接着，只要通过通常的连续铸造等方法来制造板坯即可。

[0133] (2)热轧工序

[0134] 通过上述的方法而制造的板坯在被加热后，供于热轧。板坯加热温度优选为超过1250℃～1300℃。若将板坯加热至超过1300℃，则有因钢板表面氧化而导致成品率降低的情况及奥氏体粗大化且即使通过板坯加热后的热轧也无法容易地微细化的情况。因此，将板坯加热温度设定为1300℃以下。

[0135] 900～1000℃的温度范围内的累积压下率设定为10～85％。由此，确认到能够使奥氏体的平均粒径为40～300μm。

[0136] 但是，确认到：即使板坯加热温度为1200～1250℃，通过将900～1000℃的温度范围内的累积压下率设定为低于10～30％、并且满足后述的条件，也能够制造本实施方式的钢板。

[0137] 在本实施方式中，确认到：除了上述条件以外，控制热轧时的终轧温度(以下，有时记载为终轧温度)也是重要的。若终轧温度低于900℃，则有奥氏体没有完全再结晶的情况、或即使奥氏体再结晶也被过量地微细化而平均粒径变得低于40μm的情况。若奥氏体没有完全再结晶，则有时在金属组织中导入许多的位错或变形孪晶，在之后的冷却中大量地生成碳化物。若在钢中大量地生成碳化物，则会降低钢板的延展性或韧性。通过将终轧温度设定为900℃以上，能够防止上述的不良情况。因而，在本实施方式中，将终轧温度设定为900℃以上。

[0138] 在热轧后的冷却中，除了进行后述的热处理的情况以外，实施加速冷却。加速冷却的目的是为了抑制热轧后的碳化物的生成、提高钢板的延展性或韧性。为了抑制碳化物的生成，从热力学的观点及能否扩散的观点出发，需要尽可能缩短碳化物在钢中析出的温度范围即850～550℃内的停留时间。

[0139] 加速冷却时的平均冷却速度设定为1℃/秒以上。这是由于，若加速冷却时的平均冷却速度低于1℃/秒，则有时没有充分得到加速冷却的效果(碳化物的生成抑制效果)。另一方面，若加速冷却时的冷却速度超过200℃/秒，则有时大量地生成ε马氏体及α’马氏体，钢板的韧性及延展性降低。因此，加速冷却时的平均冷却速度设定为200℃/秒以下。

[0140] 热轧后的加速冷却尽可能从高温侧开始。由于碳化物实际开始析出的温度低于850℃，所以冷却开始温度设定为850℃以上。冷却结束温度设定为550℃以下。需要说明的是，加速冷却不仅具有上述那样的碳化物的生成抑制效果，还具有抑制奥氏体的晶粒生长的效果。因此，从抑制奥氏体的晶粒生长的观点出发，也将上述的热轧与加速冷却组合来实施。

[0141] (3)热处理工序

[0142] 在不进行上述的加速冷却的情况、例如在热轧后通过空气冷却而冷却的情况下，为了将析出的碳化物分解，需要对热轧后的钢板实施热处理。作为这样的热处理，可列举出熔体化处理。在本实施方式中，熔体化处理例如将钢板再加热至1100℃以上的温度，从1000℃以上的温度进行平均冷却速度1～200℃/秒的加速冷却，冷却至500℃以下的温度。

[0143] 没有必要特别限定本实施方式的钢板的板厚，但也可以设定为3～100mm。根据需要，将板厚设定为6mm以上或12mm以上，也可以设定为75mm以下或50mm以下。没有必要特别规定本实施方式的钢板的机械特性，也可以将基于JIS Z 2241：2011的屈服应力(YS)设定为300N/mm2以上，将抗拉强度(TS)设定为1000N/mm2以上，以及将伸长率(EL)设定为20％以2 2
上。根据需要，可以将抗拉强度设定为1020N/mm 以上或1050N/mm 以上，也可以设定为
2000N/mm2以下或1700N/mm2以下。关于钢板的韧性，也可以将基于JIS Z 2242：2005的-40℃下的吸收能设定为100J以上或200J以上。

[0144] 通过满足以上说明的化学组成及制造条件，可得到耐磨性及强度、以及韧性及延展性优异的奥氏体系耐磨钢板。本实施方式的奥氏体系耐磨钢板可以适宜用于铁路道口、履带内衬、叶轮叶片、破碎机刃、岩石锤等小型构件或建机、产业用机械、土木、建筑领域的需要耐磨性的柱、钢管、外板等大型构件。

[0145] 实施例

[0146] 将具有表1-1及表1-2中所示的化学组成的板坯以表2-1及表2-2中所示的轧制条件进行热轧，制成具有表2-1及表2-2中所示的制品厚的钢板。表2-1的实施例7及表2-2的比较例41在热轧后进行空气冷却，以表2-1及表2-2中所示的条件进行了热处理(熔体化处理)。对于从所得到的钢板中采集的各试验片，评价了奥氏体(γ)、ε马氏体(ε)及α’马氏体(α’)的体积分率、奥氏体(γ)的平均粒径、屈服应力(YS)、拉伸强度(TS)、伸长率(EL)、耐磨性、腐蚀磨损性及韧性。将其结果示于表2-1及表2-2中。

[0147] 需要说明的是，表2-1及表2-2的各特性值的具体的评价方法及合格与否基准如下所述。

[0148] 奥氏体、ε马氏体及α’马氏体的体积分率：

[0149] 从钢板的板厚中央部(距离钢板表面为1/2T深度(T为板厚))中切取3个试样，将这些试样的与板厚方向及轧制方向平行的面设定为观察面，将观察面通过抛光等精加工成镜面后，通过电解研磨或化学研磨而除去应变。

[0150] 对于上述观察面，使用X射线衍射装置(XRD：Rigaku Corporation制RINT2500)，由面心立方结构(fcc结构)的奥氏体的(311)(200)(220)面的积分强度的平均值、稠密六方格子结构(hcp结构)的ε马氏体的(010)(011)(012)面的积分强度的平均值、和体心立方结构(bcc结构)的α’马氏体的(220)(200)(211)面的积分强度的平均值，得到奥氏体、ε马氏体及α’马氏体的体积分率。

[0151] 但是，α’马氏体成为体心正方结构(bct结构)，在X射线衍射测定中得到的衍射峰由于晶体结构的各向异性而成为双峰的情况下，由各个峰的积分强度的合计得到α’马氏体的体积分率。在能够将上述峰分离的情况下，由各个积分强度的合计得到α’马氏体的体积分率。

[0152] 将奥氏体的体积分率为40％以上且低于95％的情况作为本发明的范围内而判定为合格。将奥氏体的体积分率低于40％且为95％以上的情况作为本发明的范围外而判定为不合格。

[0153] 奥氏体的平均粒径：

[0154] 从钢板的板厚中央部(距离钢板表面为1/2T深度(T为板厚))中切取3个试样，将钢板的与轧制方向及板厚方向平行的截面设定为观察面，通过氧化铝研磨等而制成镜面后，用硝酸乙醇溶液进行腐蚀。在上述观察面中，将1mm×1mm以上的视野放大至倍率100倍左右，通过JIS Z0551：2013的附属书C.2的利用直线试验线的切断方法，求出在观察视野中观察到的奥氏体的每1个晶粒的平均切片长度，将其设定为平均粒径。

[0155] 此外，通过将焊接线能量设定为约1.7kJ/mm的SMAW(被覆电弧焊)，对于板厚中央部处的FL(熔融线)附近的HAZ，通过与上述同样的方法测定HAZ的奥氏体的平均粒径。

[0156] 在钢板(母材)中的奥氏体的平均粒径为40～300μm的情况下，作为本发明的范围内而判定为合格。另一方面，在钢板(母材)中的奥氏体的平均粒径为40～300μm的范围外的情况下，作为本发明的范围外而判定为不合格。

[0157] 屈服应力(YS)、拉伸强度(TS)及伸长率(EL)：

[0158] 使用按照钢板的宽度方向与试验片的长度方向变得平行的方式采集的拉伸试验片，依据JIS Z 2241：2011进行评价。但是，板厚为20mm以下的拉伸试验片设定为JIS Z 2241：2011的13B号，板厚超过20mm的拉伸试验片设定为JIS Z 2241：2011的4号。

[0159] 将屈服应力(YS)为300N/mm2以上、拉伸强度(TS)为1000N/mm2以上及伸长率(EL)为20％以上的情况作为强度及延展性优异而判定为合格。将上述条件中的即使1个不满足的情况判定为不合格。

[0160] 耐磨性：

[0161] 对于使用了硅砂(JIS G5901：2016的5号)与水的混合物(混合比为硅砂2：水1)作为磨损材的情况的擦伤磨损试验(圆周速度3.7m/秒、50小时)的磨损减量，以普通钢(JIS G3101：2015的SS400)作为基准而进行了评价。表2-1及表2-2的相对于普通钢的磨损量比率通过将各钢的磨损减量除以普通钢的磨损减量而求出。但是，在板厚超过15mm的情况下，使用了板厚减厚至15mm的试验片。

[0162] 将相对于普通钢的磨损量比率低于0.20的情况作为耐磨性优异而判定为合格。另一方面，将相对于普通钢的磨损量比率为0.20以上的情况作为耐磨性差而判定为不合格。

[0163] 腐蚀磨损性：

[0164] 关于腐蚀磨损性的评价，对于使用了硅砂(平均粒径为12μm)与海水的混合物(混合比为硅砂30％、海水70％)作为磨损材的擦伤磨损试验(圆周速度为3.7m/秒、100小时)的磨损减量，以普通钢(JIS G3101：2015的SS400)作为基准而进行了评价。表2-1及表2-2的相对于普通钢的腐蚀磨损量比率通过将各钢的腐蚀磨损减量除以普通钢的腐蚀磨损减量而求出。但是，在板厚超过15mm的情况下，使用了板厚减厚至15mm的试验片。

[0165] 本发明的优选的实施方式中的相对于普通钢的腐蚀磨损量比率的目标值设定为0.80以下。

[0166] 韧性：

[0167] 关于钢板(母材)的韧性，从钢板的1/4T(T为板厚)的位置与轧制方向平行地采集试验片，使用在龟裂沿宽度方向传播那样的方向上形成有缺口的JIS Z 2242：2005的V型缺口试验片，依据JIS Z 2242：2005，评价了-40℃下的吸收能(vE-40℃(J))。

[0168] 此外，通过将焊接线能量设定为约1.7kJ/mm(但是，板厚6mm设定为0.6kJ/mm、板厚12mm设定为1.2kJ/mm)的SMAW(被覆电弧焊)，使用板厚中央部处的FL(熔融线)附近的HAZ成为缺口位置的夏比试验片，通过与上述同样的条件评价了-40℃下的吸收能(vE-40℃(J))。

[0169] 将钢板(母材)的-40℃下的吸收能为200J以上的情况作为韧性优异而判定为合格。将钢板(母材)的-40℃下的吸收能低于200J的情况作为韧性差而判定为不合格。

[0170]

[0171]

[0172]

[0173]